UA80466C2 - Sheet and strip from magnesium alloy and method for their producing - Google Patents
Sheet and strip from magnesium alloy and method for their producing Download PDFInfo
- Publication number
- UA80466C2 UA80466C2 UAA200508462A UA2005008462A UA80466C2 UA 80466 C2 UA80466 C2 UA 80466C2 UA A200508462 A UAA200508462 A UA A200508462A UA 2005008462 A UA2005008462 A UA 2005008462A UA 80466 C2 UA80466 C2 UA 80466C2
- Authority
- UA
- Ukraine
- Prior art keywords
- temperature
- microstructure
- tape
- rolling
- fact
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 70
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 44
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 60
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 58
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims abstract description 53
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 30
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 29
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 5
- 238000009434 installation Methods 0.000 claims abstract description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 55
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 34
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 24
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 claims description 12
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims description 12
- 238000010304 firing Methods 0.000 claims description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 2
- 238000012876 topography Methods 0.000 claims 1
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 13
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 9
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 239000011163 secondary particle Substances 0.000 description 3
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 2
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 210000004027 cell Anatomy 0.000 description 1
- 230000002939 deleterious effect Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000005470 impregnation Methods 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000004513 sizing Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
- B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
- B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
- B22D21/04—Casting aluminium or magnesium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
- B22D27/20—Measures not previously mentioned for influencing the grain structure or texture; Selection of compositions therefor
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
Description
Опис винаходуDescription of the invention
Цей винахід стосується листа з магнієвого сплаву і способу його виготовлення. 2 Найбільш загальний підхід до виготовлення листа з магнієвого сплаву включає в себе гарячу прокатку злитку, який виготовлений шляхом розливу. розплавленого сплаву у відповідну мульду. Злиток піддають гомогенізуючому просочуванню при підходящій підвищеній температурі і потім знімають верхній шар для отримання чистих, гладких поверхонь. Оброблений злиток прокатують для виготовлення плити, потім стрічки і, наприкінці, листа, використовуючи грубу гарячу прокатку, після чого виконують гарячу проміжну / завершальну 70 прокатку, і завершальний відпал. В деяких випадках, після гарячої проміжної прокатки виконують холодну прокатку для забезпечення редукції (зменшення товщини) до кінцевих розмірів кінцевого обробленого листа. При цьому злиток може, наприклад, бути довжиною до 1800мм, шириною 1000Омм і товщиною до З0О0мм. Гомонізуючу термічну обробку звичайно проводять при температурі від 4002 до 5002С протягом 2 годин. Глибина верхнього шару, який зчищається, звичайно складає близько Змм. Грубою гарячою прокаткою, при температурі від близько 4002С до 4602С, можливо досягти суттєвої редукції за кожний прохід, наприклад, від 1595 до 4095, в загальному випадку близько 2095, при 25 проходах, для виготовлення плоскої плити товщиною близько 5мм. При необхідності підтримання мінімальної температури вище 4002 сплав повторно нагрівають між проходами.This invention relates to a magnesium alloy sheet and a method of its production. 2 The most common approach to manufacturing magnesium alloy sheet involves hot rolling an ingot that is produced by casting. molten alloy into the appropriate mold. The ingot is subjected to homogenizing impregnation at a suitable elevated temperature and then the top layer is removed to obtain clean, smooth surfaces. The treated ingot is rolled to produce plate, then strip and finally sheet using rough hot rolling, followed by hot intermediate / final 70 rolling, and final annealing. In some cases, after hot intermediate rolling, cold rolling is performed to ensure reduction (thickness reduction) to the final dimensions of the final processed sheet. At the same time, the ingot can, for example, be up to 1800 mm long, 1000 mm wide and 300 mm thick. Homogenizing heat treatment is usually carried out at a temperature from 4002 to 5002C for 2 hours. The depth of the upper layer, which is cleaned, is usually about Zmm. By rough hot rolling, at a temperature of about 4002C to 4602C, it is possible to achieve a significant reduction for each pass, for example, from 1595 to 4095, in general, about 2095, with 25 passes, to produce a flat plate about 5mm thick. If it is necessary to maintain a minimum temperature above 4002, the alloy is reheated between passes.
Після грубої гарячої прокатки звичайно слідує проміжна гаряча прокатка при 340-430 «С для зменшення ор товщини плоскої плити до стрічки товщиною близько їмм. При кожному з до десяти проходів, досягається редукція близько 8-1595, в загальному випадку близько 1095. Підігрівання є необхідним після кожного проходу для підтримання мінімальної температури вище 34026.Rough hot rolling is usually followed by intermediate hot rolling at 340-430 °C to reduce the thickness of the flat plate to a strip about mm thick. With each of up to ten passes, a reduction of about 8-1595 is achieved, generally about 1095. Reheating is necessary after each pass to maintain a minimum temperature above 34026.
Після проміжної гарячої прокатки слідує кінцева прокатка для зменшення товщини стрічки до листа з кінцевим розміром близько 0,5мм, яку виконують або теплою прокаткою або холодною прокаткою. Кінцеву теплу с г прокатку здійснюють при температурі 190-4002С. При цьому, стрічка зменшується по товщині при кожному з 10-20 проходів на 4-1095, звичайно близько 795. Знову, нагрівання між кожним проходом є необхідним через і) швидке охолодження тонкого сплаву. Необхідна обережність при підігріванні, тому що перенагрівання може призвести до надмірної редукції і втрати контролю над розміром. Холодна прокатка може бути переважною для точного доведення до кінцевого розміру, але вона забезпечує тільки до 1-295 редукції товщини при кожному Ге) зо проході, і тому потрібна велика кількість проходів до досягнення кінцевого розміру.The intermediate hot rolling is followed by final rolling to reduce the thickness of the strip to a sheet with a final size of about 0.5 mm, which is performed either by warm rolling or cold rolling. The final hot rolling is carried out at a temperature of 190-4002C. At the same time, the tape decreases in thickness with each of 10-20 passes by 4-1095, usually around 795. Again, heating between each pass is necessary due to i) rapid cooling of the thin alloy. Care must be taken when heating, as overheating can lead to excessive reduction and loss of size control. Cold rolling may be preferred for accurate final sizing, but it provides only up to 1-295 thickness reduction per pass, and therefore requires a large number of passes to reach final size.
Етап грубої гарячої прокатки є досить ефективним, не дивлячись на велику кількість проходів, так як ке, охолодження між проходами є обмеженим, а зменшені теплові втрати тягнуть за собою підігрівання тільки після « незначної частини проходів. Однак, при проміжній гарячий прокатці мають місце суттєві витрати енергії, так як для обробки 5мм плитки до їмм стрічки використовують прокатний стан для отримання рулонної стрічки, і о зв теплові втрати тягнуть за собою нагрівання перед кожним проходом, що значно подовжує весь процес со виготовлення листа. Також, проміжна гаряча прокатка може призвести до утворення тріщин на поверхні і кромці стрічки, і як результат - до зменшення виходу металу. Ці проблеми при проміжній гарячій прокатці посилюються при кінцевій теплій прокатці і тому, на відміну від кінцевої холодної прокатки, необхідна додаткова вартість для забезпечення великої кількості проходів при холодній прокатці. «The stage of rough hot rolling is quite efficient, despite the large number of passes, since the cooling between passes is limited, and the reduced heat losses entail heating only after an insignificant part of the passes. However, during intermediate hot rolling, there are significant energy costs, since for the processing of 5 mm tiles to mm tape, a rolling mill is used to obtain a rolled tape, and the heat losses involve heating before each pass, which significantly lengthens the entire process of sheet production . Also, intermediate hot rolling can lead to the formation of cracks on the surface and edge of the strip, and as a result - to a decrease in metal yield. These problems in intermediate hot rolling are exacerbated in final hot rolling and therefore, unlike final cold rolling, additional cost is required to provide a large number of passes in cold rolling. "
Кінцевий відпал, після завершальної теплої або холодної прокатки, може бути різним в залежності від того, шщ с як будуть використовувати вироблений лист з магнієвого сплаву. Кінцевий відпал може бути типу О, що потребує й нагрівання до близько 3702 протягом однієї години; типу Н24 нагріванням до близько 2602 протягом однієї и"? години; або Н2б нагріванням до близько 150 9С протягом однієї години. Однак, є достатні межі варіації кінцевого відпалу для досягнення в результаті листа, який має механічні властивості, що є бажаними для різних використань. (ее) Витрати часу і енергії для виготовлення листа з магнієвого сплаву по вище згаданій технології виготовлення є відносно великими. Як наслідок, вартість виготовлення листа є високою у порівнянні, наприклад, о з виготовленням алюмінієвого листа. Представлений винахід забезпечує спосіб виготовлення листа з магнієвого г» сплаву, який знижує рівень витрат часу і енергії і таким чином дає можливість виготовляти лист ефективної вартості.The final annealing, after the final warm or cold rolling, can be different depending on how the produced magnesium alloy sheet will be used. The final annealing may be of the O type, which also requires heating to about 3702 for one hour; type H24 by heating to about 2602°C for one hour; or H2b by heating to about 150°C for one hour. However, there are sufficient limits of variation in the final annealing to result in a sheet having mechanical properties desirable for various uses. (ee) The time and energy costs for manufacturing a magnesium alloy sheet using the above-mentioned manufacturing technology are relatively large. As a result, the cost of manufacturing a sheet is high compared to, for example, aluminum sheet manufacturing. The present invention provides a method for manufacturing a magnesium alloy sheet » alloy, which reduces the level of time and energy consumption and thus makes it possible to produce a cost-effective sheet.
Ф Були пропозиції по виготовленню плити і стрічки з магнієвого сплаву за допомогою безперервного відливання 4) з двома валками (ВДВ). Процес ВДВ не може забезпечити безпосереднє виготовлення листа з магнієвого сплаву, так як не зважаючи на переваги ВДВ не можливо виготовити стрічку, яка є тоншою за 1-2мм. Не дивлячись на це ВДВ є можливою альтернативою вищезгаданому способу, і має перевагу, яка полягає у виключенні етапів виготовлення злитка, гомогенізуючої термічної обробки, зчищання верхнього шару і грубої гарячої прокатки завдяки використанню ВДВ стрічки як вихідного матеріалу для подальшої обробки до бажаногоФ There were proposals for the production of magnesium alloy plate and strip using continuous casting 4) with two rolls (VDV). The VDV process cannot ensure the direct production of magnesium alloy sheet, since despite the advantages of VDV, it is not possible to produce a tape that is thinner than 1-2 mm. Despite this, VDF is a possible alternative to the above-mentioned method and has the advantage of eliminating the stages of ingot production, homogenizing heat treatment, cleaning of the top layer and rough hot rolling due to the use of VDF strip as a source material for further processing to the desired
ІФ) листа. Тобто, за розміром, вихід після ВДВ можна порівняти з стрічкою, отриманою грубою гарячою прокаткою і ко проміжною теплою прокаткою. Однак, стрічка ВДВ суттєво відрізняється як від плити, отриманої в результаті грубої гарячої прокатки злитка сплаву, так і від стрічки, отриманої в результаті проміжної теплої прокатки і бо має дуже змінену мікроструктуру для того, щоб бути надійною альтернативою.IF) letter. That is, in terms of size, the output after VVD can be compared with the strip obtained by rough hot rolling and with intermediate warm rolling. However, VDV strip is significantly different both from the plate obtained as a result of rough hot rolling of an alloy ingot, and from the strip obtained as a result of intermediate warm rolling and has a very changed microstructure in order to be a reliable alternative.
Помічено, що ВДВ стрічка, отримана безперервним литтям, змінює свою мікроструктуру в залежності від умов лиття. Крім того, вона не є повністю однорідною по всій своїй товщині. Вона містить дендрити різних розмірів і переривчасту, або змінну, кількість сегрегації від поверхні до центру. Також, ВДВ стрічка має схильність до утворення поверхневих тріщини під час прокатки навіть з малою редукцією, а будь-яка сегрегація несприятливо 65 впливає на ковкість кінцевої стрічки. Таким чином, гомогенізуюча термічна обробка є необхідною перед будь-якою прокатною процедурою, а, хоча і не повна, зміна мікроструктури призводить до труднощів при прокатці.It was noticed that the VDV tape obtained by continuous casting changes its microstructure depending on the casting conditions. In addition, it is not completely uniform throughout its thickness. It contains dendrites of various sizes and a discontinuous, or variable, amount of segregation from the surface to the center. Also, VDV strip has a tendency to form surface cracks during rolling even with a small reduction, and any segregation adversely affects the ductility of the final strip. Thus, a homogenizing heat treatment is necessary before any rolling procedure, and although not complete, the change in microstructure leads to difficulties in rolling.
Нами було помічено, що ВДВ магнієву стрічку, з підходящою мікроструктурою, яка дає змогу виготовляти лист, можливо отримати регулюванням умов, при яких виготовляється стрічка. Помічено, що прийнятна мікроструктура залежить від відстані між осями вторинного дендриту і величини редукції при прокатці при виготовленні стрічки безперервним литтям, прийнятна мікроструктура також залежить від температури, при якій стрічка виходить з валків. Ми також помітили, що при досягненні прийнятної мікроструктури ВДВ стрічка після гомогенізуючої термічної обробки суттєво краще піддається прокатці і відпалу для виготовленню прийнятного листа з магнієвого сплаву. 70 Таким чином, згідно з винаходом, пропонується спосіб виготовлення стрічки з магнієвого сплаву шляхом редукції при прокатці і термічної обробки, який відрізняється тим, що складається з етапів: (а) відливання магнієвого сплаву у вигляді стрічки, використовуючи установку для відливання з двома валками; і (б) регулювання товщини і температури стрічки, яка виходить з-поміж валків установки, завдяки чому 7/5 Стрічка має мікроструктуру, яка характеризується початковою фазою, що має форму, вибрану з деформованого дендриту, рівновісного дендриту і суміші деформованої і рівновісної деендритних форм.We have noticed that VDV magnesium tape with a suitable microstructure, which makes it possible to make a sheet, can be obtained by adjusting the conditions under which the tape is made. It was observed that the acceptable microstructure depends on the distance between the axes of the secondary dendrite and the amount of reduction during rolling in the production of the tape by continuous casting, the acceptable microstructure also depends on the temperature at which the tape leaves the rolls. We also noticed that upon reaching an acceptable microstructure of the VDF, the tape after homogenizing heat treatment is significantly better amenable to rolling and annealing for the production of an acceptable magnesium alloy sheet. 70 Thus, according to the invention, a method of manufacturing magnesium alloy tape by reduction during rolling and heat treatment is proposed, which is distinguished by the fact that it consists of the following steps: (a) casting magnesium alloy in the form of a tape, using a casting unit with two rolls; and (b) adjusting the thickness and temperature of the ribbon emerging from between the rolls of the machine, whereby the 7/5 Ribbon has a microstructure characterized by an initial phase having a shape selected from a deformed dendrite, an equiaxed dendrite, and a mixture of deformed and equiaxed dendritic forms .
Підходящу мікроструктуру, що має "деформовану" і/або "рівновісну" дендритну початкову фазу, можливо виготовляти при вихідній температурі прокатки від близько 2002С до 3502С, наприклад, від близько 2002С до 2602. Деформовану дендритну мікроструктуру, по суті без рівновісних дендритних зерен, отримують при 2о Відносно низькій вихідній температурі, яка змінюється в залежності від товщини стрічки. Для більш товстої стрічки, такої як 4-5мм завтовшки, деформовану дендритну мікроструктуру можна отримати при температурі від близько 2002 до 22020. Для більш тонкої стрічки, деформовану дендритну мікроструктуру можна отримати при температурі від близько 2002 до 2452С, звичайно, при вищій за приблизно 22020. Рівновісну мікроструктуру, по суті без деформованих дендритних частинок, в загальному випадку отримують при відносно високій вихідній СМ температурі, яка також змінюється в залежності від товщини стрічки. Для більш товстої стрічки, такої як 4-5мМмМ (5) завтовшки, рівновісну дендритну мікроструктуру можна отримати при температурі принаймні вищій за примирно 2302, і, для такої мікроструктури і товщини, переважно, щоб вихідна температура знаходилась на середньому рівні від близько 2302 до 2402С. При вищих вихідних температурах для такої товстої стрічки, особливо при високому рівні температур від близько 2502 до 2602С, відбувається підвищена сегрегація у зернах на границі ре) біля поверхні стрічки, отриманої безперервним литтям. Для більш тонкої стрічки, рівновісну дендритну «я мікроструктуру отримують при вихідних температурах вищих за приблизно 24592С, і з меншою тенденцією до сегрегації у зернах на границі біля поверхні відлитої стрічки. ЗA suitable microstructure having a "deformed" and/or "equilibrium" dendritic initial phase can be produced at an initial rolling temperature of from about 2002C to 3502C, for example from about 2002C to 2602. A deformed dendritic microstructure, essentially without equiaxed dendritic grains, is obtained at 2 o Relatively low initial temperature, which varies depending on the thickness of the tape. For a thicker tape, such as 4-5 mm thick, a deformed dendritic microstructure can be obtained at a temperature of about 2002 to 22020. For a thinner tape, a deformed dendritic microstructure can be obtained at a temperature of about 2002 to 2452C, of course, at a temperature higher than about 22020 A balanced microstructure, essentially without deformed dendritic particles, is generally obtained at a relatively high initial CM temperature, which also varies depending on the tape thickness. For a thicker tape, such as 4-5mmM (5) thick, an equiaxed dendritic microstructure can be obtained at a temperature at least above 2302C, and, for such a microstructure and thickness, it is preferred that the starting temperature is in the middle of about 2302 to 2402C . At higher initial temperatures for such a thick strip, especially at a high level of temperatures from about 2502 to 2602C, there is increased segregation in the grains at the boundary (re) near the surface of the strip obtained by continuous casting. For a thinner strip, an equiaxed dendritic microstructure is obtained at initial temperatures higher than about 24592C, and with less tendency to segregate into grains at the boundary near the surface of the cast strip. WITH
Рівновісна дендритна мікроструктура має зерна початкової фази, форма яких відрізняється від форми, яка Га») відображає ріст дендритних кристалів, є певною мірою закругленими і по суті мають однаковий розмір в усіх 3о напрямках. Деформована дендритна мікроструктура має зерна початкової фази, які мають форму, що чіткіше со відображає дендритний кристалічний ріст. Однак, деформовані початкові зерна мають витягнуту сплющену форму і є витягнутими в напрямку прокатки, по суті паралельно основним поверхням стрічки.The equilibrium dendritic microstructure has grains of the initial phase, the shape of which differs from the shape that Ha») reflects the growth of dendritic crystals, are somewhat rounded and essentially have the same size in all 3o directions. The deformed dendritic microstructure has initial phase grains that have a shape that more clearly reflects dendritic crystal growth. However, the deformed initial grains have an elongated flattened shape and are elongated in the rolling direction, essentially parallel to the main surfaces of the strip.
Деформована дендритна мікроструктура є переважною. Вона краще пристосована для виготовлення листаз /«Ф магнієвого сплаву більш простішим способом за винаходом. Також, при рівновісній дендритній мікроструктурі З краще утворюються мікротріщини біля поверхонь відлитої стрічки, особливо при вихідних температурах с 240-2502С, мікротріщини з'являються в місцях сегрегації на границях зерен. :з» У винаході, ВДВ стрічка з магнієвого сплаву виготовляється до потрібної товщини меншої за 1Омм, за умов забезпечення підходящої мікроструктури. Стрічка потім піддається гомогенізуючій термічній обробці для досягнення повної або часткової рекристалізації до прийнятних розмірів зерна. Гомогенізовану стрічку потім бо 15 прокатують для виготовлення листа з магнієвого сплаву потрібного розміру, і лист піддають кінцевому відпалу.Deformed dendritic microstructure is predominant. It is better suited for the production of sheets of /"F magnesium alloy in a simpler way according to the invention. Also, with an equiaxed dendritic microstructure C, microcracks are better formed near the surfaces of the cast tape, especially at initial temperatures of 240-2502С, microcracks appear in the places of segregation at the grain boundaries. :z» In the invention, the airborne magnesium alloy tape is manufactured to the desired thickness of less than 1 Ω, under the conditions of ensuring a suitable microstructure. The strip is then subjected to a homogenizing heat treatment to achieve full or partial recrystallization to acceptable grain sizes. The homogenized strip is then 15 rolled to produce a sheet of magnesium alloy of the required size, and the sheet is subjected to final annealing.
Таким чином, винахід також пропонує спосіб виготовлення листа з магнієвого сплаву, який відрізняється (ав) тим, що складається з етапів: 1» (а) відливання магнієвого сплаву у вигляді стрічки, використовуючи установку для відливання з двома валками; (о) 20 (б) регулювання товщини і температури стрічки, яка виходить з-поміж валків на установці, завдяки чомуThus, the invention also offers a method of manufacturing a sheet of magnesium alloy, which differs (a) in that it consists of the following steps: 1" (a) casting magnesium alloy in the form of a strip using a casting unit with two rolls; (o) 20 (b) adjusting the thickness and temperature of the tape that comes out from between the rolls on the installation, thanks to which
Ф стрічка має мікроструктуру, яка характеризується початковою фазою, що має форму, вибрану з деформованого дендритну, рівновісного дендритну і суміші деформованої і рівновісної дендритних форм; (в) піддавання стрічки гомогенізуючий термічній обробці для досягнення повної або часткової рекристалізації мікроструктури до потрібних розмірів зерен; (г) прокатки гомогенізованої стрічки для виготовлення листа з магнієвого сплаву потрібного розміру; іФ tape has a microstructure characterized by an initial phase having a form selected from deformed dendritic, equiaxial dendritic and a mixture of deformed and equiaxial dendritic forms; (c) subjecting the tape to homogenizing heat treatment to achieve complete or partial recrystallization of the microstructure to the required grain sizes; (d) rolling of the homogenized tape to produce a sheet of magnesium alloy of the required size; and
ГФ) (д) відпалювання листа, виготовленого на етапі (г). 7 Стрічка, отримана безперервним литтям з магнієвого сплаву переважно має товщину не більшу Бмм.GF) (e) annealing the sheet produced in step (d). 7 The strip obtained by continuous casting from a magnesium alloy preferably has a thickness of no more than Bmm.
Товщина найбільш переважно становить менше бБмм, наприклад, до близько 2,5мм. Мікроструктура характеризується деформованими дендритною і/або рівновісною дендритною початковою фазою. Початкова 60 фаза може по суті мати рівновісну дендритну початкову фазу, отриману при виготовленні стрічки товщиною 4-5мм, яка виходить з подвійних валків, які мають температуру від 230 «С до 2602С, переважно від 2302С до 2402б. Однак, початкова фаза переважно по суті має деформовану дендритну початкову фазу, при виготовлені стрічки, яка виходить з валків при температурі від 2002С до 2452С для тонкої стрічки товщиною меншою Змм і від 65 20020 до 2202С для стрічки товщиною від 4мм до мм.The thickness is most preferably less than bBmm, for example up to about 2.5mm. The microstructure is characterized by deformed dendritic and/or equiaxed dendritic initial phase. The initial phase 60 may essentially have an equiaxed dendritic initial phase obtained in the manufacture of a 4-5 mm thick strip that comes from double rolls having a temperature of from 230 °C to 2602 °C, preferably from 2302 °C to 2402 °C. However, the initial phase mainly has essentially a deformed dendritic initial phase, when the tape is produced, which leaves the rolls at a temperature of 2002C to 2452C for thin tape with a thickness of less than Zmm and from 20020 to 2202C for a tape with a thickness of 4mm to mm.
Гомогенізуюча термічна обробка переважно виконується при температурі від приблизно 3302С до 5002С,Homogenizing heat treatment is preferably performed at a temperature from approximately 3302C to 5002C,
переважно від приблизно 4002С до 5002С. Стрічку переважно піддають термічній обробці одразу після виходу з подвійних валків для того, щоб мінімізувати втрати теплової енергії з відлитої стрічки, щоб таким чином мінімізувати час і вхідну теплову енергію, потрібну для отримання температури гомогенізації. Однак, якщо є бажаною навіть відносно висока температура 400-500г2, то може бути кращим, щоб стрічка знаходилась певний час при проміжній температурі, наприклад від близько 3402С до 3602, перед нагріванням до біль високої температури, так як утримання стрічки при проміжній температурі дає можливість знизити рівень сегрегації в деяких сплавах, таких як сплави А7 групи, при переході вторинної фази у твердий розчин.preferably from about 4002C to 5002C. The strip is preferably heat treated immediately after exiting the twin rolls in order to minimize heat loss from the cast strip, thereby minimizing the time and heat input required to reach the homogenization temperature. However, if even a relatively high temperature of 400-500g2 is desired, it may be preferable for the strip to be held for some time at an intermediate temperature, such as from about 340°C to 3602°C, before heating to a very high temperature, since holding the strip at an intermediate temperature allows to reduce the level of segregation in some alloys, such as alloys of the A7 group, during the transition of the secondary phase into a solid solution.
Проміжок часу, який потрібний для гомогенізуючої термічної обробки, скорочується при більш високій 70 температурі термічної обробки, але є різним в залежності від мікроструктури. Для, наприклад, деформованої дендритної мікроструктури, термічна обробка приводить до рекристалізації. При температурі близько 4202С, рекристалізація відбувається переважно протягом лише близько 2 годин, і переважно в зонах більш малих чарунок. Трохи більші, ізольовані рівновісні дендрити всередині деформованих дендритів стають окремими твердими зернами, не дивлячись на те, що залишки дендритної структури є все ще видимі всередині зерен. 75 Після б годин при 4202С, великі зерна починають рекристалізуватись. Після 16 годин при 420 2С, кінцева мікроструктура, отримана термічною обробкою деформованої дендритної мікроструктури, є більш однорідною і складається з тонких волокон розміром близько 10-15 ум. Окрім цієї зміни мікроструктури, помічено, що сегрегацію в деяких сплавах, таких як сплави А7 типу, можливо майже виключити після відпалювання протягом 2 годин при 4202С, окрім декількох частинок. 20 Відносно швидке обмеження сегрегації при термічній обробці ВДВ стрічки, отриманої безперервним литтям з магнієвого сплаву, суттєво відрізняється від досвіду з ВДВ алюмінієвими сплавами, в яких сегрегація є дуже значною, і її не можливо виключити гомогенізуючою термічною обробкою. Помічено, що це виникає в результаті того, що вторинні частинки осідають на ранньому етапі твердіння під час виготовлення ВДВ магнієвих сплавів, так що ті частинки є відносно рівномірно розподілені по всьому поперечному перерізу стрічки. В протилежність, с 29 вторинні частинки формуються на більш пізньому етапі твердіння алюмінієвих сплавів і є відносно Ге) сконцентрованими в центрі товщини відлитої ВДВ стрічки алюмінієвого сплаву.The time period required for homogenizing heat treatment is shortened at a higher heat treatment temperature of 70, but is different depending on the microstructure. For, for example, a deformed dendritic microstructure, heat treatment leads to recrystallization. At a temperature of about 4202C, recrystallization occurs mainly within only about 2 hours, and mainly in the zones of smaller cells. The slightly larger, isolated equiaxed dendrites within the deformed dendrites become individual solid grains, although remnants of the dendritic structure are still visible within the grains. 75 After b hours at 4202C, large grains begin to recrystallize. After 16 hours at 420 2C, the final microstructure obtained by heat treatment of the deformed dendritic microstructure is more uniform and consists of thin fibers about 10-15 µm in size. In addition to this change in microstructure, it has been observed that segregation in some alloys, such as A7 type alloys, can be almost eliminated after annealing for 2 hours at 4202C, except for a few particles. 20 The relatively rapid limitation of segregation during the heat treatment of VDF strip obtained by continuous casting from a magnesium alloy is significantly different from the experience with VDF aluminum alloys, in which segregation is very significant and cannot be eliminated by homogenizing heat treatment. This has been observed to occur as a result of the secondary particles being deposited at an early stage of solidification during the manufacture of VDF magnesium alloys, such that those particles are relatively uniformly distributed throughout the cross-section of the strip. On the contrary, with 29, secondary particles are formed at a later stage of hardening of aluminum alloys and are relatively concentrated in the center of the thickness of the cast aluminum alloy tape.
Зміна мікроструктури під час гомогенізуючої термічної обробки відрізняється для ВДВ магнієвого сплаву, що має рівновісну дендритну мікроструктуру. На відміну від мікроструктуру, що має деформовану дендритну структуру, більш великі зерна рівновісної мікроструктури не рекристалізуються у більш малі. Точніше, ікс, 30 гомогенізуюча термічна обробка приводить до кінцевої мікроструктури, що містить переважно великі зерна «я розміром приблизно 5БОММ до 200Мм.The change in microstructure during homogenizing heat treatment is different for VDV magnesium alloy, which has an equiaxed dendritic microstructure. Unlike the microstructure, which has a deformed dendritic structure, the larger grains of the equiaxed microstructure do not recrystallize into smaller ones. More precisely, x, 30 homogenizing heat treatment leads to a final microstructure containing mostly large grains of approximately 5 BOMM to 200 MM.
Після гомогенізуючої термічної обробки, ВДВ стрічка може бути піддана подальшій завершальній прокатці, - яка є однаковою для кожного типу мікроструктури. В цьому випадку, подальша обробка має етапи завершальної (су гарячої прокатки, завершальної холодної прокатки і кінцевого відпалювання. Але, завершальна гаряча прокатка 32 Може бути пропущена як у випадку деформованої, так і рівновісної дендритних мікроструктур. Завершальна со холодна прокатка деформованої мікроструктури далі може бути вдосконалена шляхом використання більш великої, ніж для рівновісних мікроструктур, редукції при прокатці між проміжними відпалюваннями, для забезпечення найбільш вартісно ефективного способу за винаходом. Також, у випадку рівновісної дендритної « мікроструктури може бути бажаним, за хоча б деяких обставин, зняття поверхневого шару стрічки перед 40 завершальною гарячою прокаткою. в с Завершальна гаряча прокатка може бути виконана при температурі, при якій прокатка викликає безперервну з» рекристалізацію, так що дислокації залишаються всередині рекристалізованих зерен. В загальному випадку, це потребує температури гарячої прокатки вище 200 2С. Однак, гаряча прокатка звичайно виконується при температурі від близько 35022 до 5002С, переважно від близько 4002С до 50020.After the homogenizing heat treatment, the VDV tape can be subjected to further final rolling, which is the same for each type of microstructure. In this case, further processing has the stages of final hot rolling, final cold rolling and final annealing. However, the final hot rolling 32 may be omitted both in the case of deformed and equiaxed dendritic microstructures. The final cold rolling of the deformed microstructure can then be has been improved by using a greater rolling reduction than for equiaxial microstructures between intermediate firings to provide the most cost-effective method of the invention. Also, in the case of equiaxial dendritic "microstructures, it may be desirable, at least in some circumstances, to remove the surface layer of the strip before 40 by final hot rolling. in s Final hot rolling can be performed at a temperature at which rolling causes continuous recrystallization, so that dislocations remain within the recrystallized grains. In general, this requires a hot rolling temperature above 200 2C. However, hot and rolling is usually performed at a temperature of about 35022 to 5002C, preferably from about 4002C to 50020.
При рівновісній дендритній зерновій структурі необхідно відрізняти ВДВ стрічку, яка виготовлена при со вихідній температурі прокатки відповідно у нижній і верхній частинах температурного діапазону 230-26020. (ав) Помічено, що, для хоча б деяких магнієвих сплавів, стрічка, виготовлена при нижчій вихідній температурі 1» прокатки, від, наприклад, приблизно 2302 до 2402, не здатна піддаватися завершальній гарячій прокатці, навіть після подовженої гомогенізуючої термічної обробки, якщо зі стрічки спочатку не зчистити верхній шар (22) для видалення достатнього поверхневого шару товщиною приблизно Змм. Однак, помічено, що для деякихWith an equiaxed dendritic grain structure, it is necessary to distinguish VDV tape, which is manufactured at the initial rolling temperature, respectively, in the lower and upper parts of the temperature range 230-26020. (ab) It has been observed that, for at least some magnesium alloys, strip made at a lower starting temperature 1" rolling, for example from about 2302 to 2402, is not capable of final hot rolling, even after an extended homogenizing heat treatment, if with tape first do not clean the top layer (22) to remove a sufficient surface layer with a thickness of about Zmm. However, it has been noticed that for some
Ф сплавів зняття верхнього шару не є необхідним для стрічки, виготовленої при вищій вихідній температурі прокатки, наприклад, від близько 2502С до 26096.Ф of alloys, stripping of the top layer is not necessary for strip made at a higher initial rolling temperature, for example, from about 2502C to 26096.
Необхідність у зчищення відлитої стрічки, яка мала рівновісну дендритну мікроструктуру, виготовлену при більш низькій вихідній температурі прокатки, наприклад, від близько 2302С до 2402С, потрібна через дефекти на поверхні стрічки, які не виправляються гомогенізуючою термічною обробкою. Помічено, що як при великих (40905), (Ф. так і при малих (595) редукціях за один прохід при гарячій прокатці виникають тріщини на поверхні стрічки. Ми ка спостерегли, що тріщини виникають одразу після одного проходу при великій редукції і одразу після двох проходів при малій редукції. Однак, щодо поверхневих дефектів, то помічено, що згубні ефекти поверхневих 60 тріщин можуть бути мінімізовані зчищанням верхнього шару, як зазначено вище. Більше того, помічено, що стрічку, відлиту при більш високій вихідній температурі, такій як від близько 250 9С до 2609С, після гомогенізуючої термічної обробки можливо успішно піддати редукції при гарячій прокатці до 2595 за прохід без прояву поверхневих тріщин.The need to clean a cast strip that had an equiaxed dendritic microstructure produced at a lower initial rolling temperature, for example, from about 2302C to 2402C, is necessary because of defects on the surface of the strip that cannot be corrected by homogenizing heat treatment. It was noticed that both with large (40905), (F.) and with small (595) reductions in one pass during hot rolling, cracks appear on the surface of the strip. We observed that cracks appear immediately after one pass with a large reduction and immediately after two passes at low reduction. However, with respect to surface defects, it has been observed that the deleterious effects of surface cracks 60 can be minimized by cleaning the top layer as indicated above. Moreover, it has been observed that a strip cast at a higher starting temperature, such as from about 250 9С to 2609С, after homogenizing heat treatment it is possible to successfully reduce during hot rolling up to 2595 per pass without the appearance of surface cracks.
У завершальній гарячій прокатці, зокрема при відносно високій температурі, можливо досягти відносно бв великої робочої редукції за прохід, наприклад, від 2095 до 2595. Для того, щоб проілюструвати це, були виготовлені тестові зразки стрічки типу А2З1В довжиною ЗЗОмм, шириною 120мм і товщиною 4,7мм (при необхідності, після зчищання верхнього шару ) з відлитої ВДВ стрічки, яка мала рівновісну дендритну мікроструктуру і яка була піддана гомогенізуючій термічній обробці при близько 42020. Кожний зразок був підданий гарячій прокатці при 4202С для виготовлення листа загальною довжиною близько 2000мм, шириною 120мм і товщиною від 0,7 до 0,75мм. Швидкість прокатки 18м/хв. була визначена як достатня для гарячої прокатки при початковій температурі 4202С. При першому проході, налаштована редукція прокатки була в межах від 4095 до 4595 товщини стрічки, і вона була підвищена до 5095 при другому проході і до 6095 при третьому проході. Дійсна редукція, досягнута в стрічці при кожному проході, становила від 2095 до 2595. Між першим і другим, і другим і третім проходами було здійснене проміжне відпалювання при 4202 протягом 30 хвилин. При 70 наступних трьох проходах, редукція була далі підвищена до 70-9095, поки розмір прокату не становив від 0,13мМмМ до 0,15мм (від 0,005" до 0,006"), при цьому робочий матеріал повторно нагрівався до 4202 після кожного проходу. Дійсна редукція при наступних трьох проходах становила порядку 1795, що є меншим, ніж за попередні три проходи, але вважалось, що тонкіший лист втрачатиме тепло швидше, що призвело б до меншої редукції при прокатці. При кінцевих чотирьох проходах прокатки, розмір прокатки підтримували в межах від 0,13мм до 015мм, поки товщина листа не досягнула 0,7-0,75мм. Дійсна редукція при проході знизилась з 1595 до 895 як тільки лист став тонкішим.In the final hot rolling, in particular at a relatively high temperature, it is possible to achieve a relatively large work reduction per pass, for example, from 2095 to 2595. In order to illustrate this, test samples of A2Z1B type strip 33mm long, 120mm wide and 4 .7mm (if necessary, after cleaning the top layer) from the VDV cast tape, which had an equiaxed dendritic microstructure and which was subjected to a homogenizing heat treatment at about 42020. Each sample was subjected to hot rolling at 4202C to produce a sheet with a total length of about 2000mm, a width of 120mm and thickness from 0.7 to 0.75 mm. Rolling speed 18 m/min. was determined to be sufficient for hot rolling at an initial temperature of 4202C. In the first pass, the adjusted rolling reduction was between 4095 and 4595 strip thickness, and it was increased to 5095 in the second pass and to 6095 in the third pass. The actual reduction achieved in the strip in each pass was between 2095 and 2595. Between the first and second, and the second and third passes, an intermediate anneal was performed at 4202 for 30 minutes. At 70 the next three passes, the reduction was further increased to 70-9095 until the roll size was 0.13mmMm to 0.15mm (0.005" to 0.006"), with the workpiece reheated to 4202 after each pass. The actual reduction in the next three passes was of the order of 1795, which is less than in the previous three passes, but it was believed that the thinner sheet would lose heat more quickly, resulting in less rolling reduction. During the final four rolling passes, the rolling size was maintained between 0.13mm and 0.15mm until the sheet thickness reached 0.7-0.75mm. Effective pass reduction dropped from 1595 to 895 as the sheet became thinner.
Подальші випробування були проведені зі зразками ВДВ А7318 сплаву, але виготовленими з ВДВ стрічки, що має деформовану, на відміну від рівновісної, дендритну литу мікроструктуру. Деякі з тестових зразків були довжиною 200мм, шириною 5Омм і товщиною 2,бмм, а інші великі зразки були такими, які описані у вищезгаданих випробуваннях для рівновісних мікроструктур. Для кожного розміру зразка, два набори зразків піддали гомогенізуючій термічній обробці шляхом відпалювання протягом ночі, один набір при 3502С, а інший при 42026.Further tests were carried out with samples of VDV A7318 alloy, but made of VDV tape, which has a deformed, as opposed to an equiaxed, dendritic cast microstructure. Some of the test specimens were 200 mm long, 5 mm wide, and 2 mm thick, while other large specimens were as described in the aforementioned tests for equiaxial microstructures. For each sample size, two sets of samples were subjected to homogenizing heat treatment by annealing overnight, one set at 3502C and the other at 42026.
Зразки після цього були піддані тій самій процедурі гарячої прокатки (щодо встановленої редукції прокатки), як описано вище, але при двох рівнях температур: при 350 2 і при 4202С, для досягнення товщини листа від 0,7мм до 0,75мм. Для менших зразків редукція від 2195 до 2695 була виміряна за прохід для кожного з перших с 29 чотирьох проходів, після чого виконувався ще один прохід з редукцією від 1795 до 1996. ге)The samples were then subjected to the same hot rolling procedure (with respect to the established rolling reduction) as described above, but at two temperature levels: at 350 2 and at 4202C, to achieve a sheet thickness of 0.7 mm to 0.75 mm. For smaller samples, a reduction of 2195 to 2695 was measured per pass for each of the first four passes, followed by another pass with a reduction of 1795 to 1996.
Виявлено, що температура відпалювання перед прокаткою впливає на утворення "смугастої" мікроструктури. "Смугаста" мікроструктура у зразках, відпалених при 35023 перед прокаткою, була явною і зберігалася навіть після подальшої холодної прокатки. У зразках, відпалених при 4202, великі зерна були більш рівномірно розподілені. Гаряча прокатка при початковій температурі 3502С також призвела до "смугастої" мікроструктури. ї-оіIt was found that the annealing temperature before rolling affects the formation of a "striped" microstructure. The "striped" microstructure in the samples annealed at 35023 before rolling was evident and persisted even after further cold rolling. In samples annealed at 4202, large grains were more evenly distributed. Hot rolling at an initial temperature of 3502C also resulted in a "striped" microstructure. uh-oh
Було виявлено, що зменшення тривалості відпалювання перед прокаткою від приблизно 18 до 2 годин, не (се) впливає на редукцію при прокатці і на якість поверхні. Мікроструктури, однак, містили значну кількість смуг великих зерен. чIt was found that reducing the duration of annealing before rolling from approximately 18 to 2 hours does not (not) affect the reduction during rolling and the quality of the surface. The microstructures, however, contained a significant number of bands of large grains. h
Скорочення інтервалу часу відпалювання з 15-30 хвилин до 7-15 хвилин між проходами прокатки можливо (ав) було досягнути без зменшення можливості обробки. Утворення смугастої мікроструктури в незначній мірі було викликане скороченням часу. У зразках, які були прокатані з 7-15 хвилинним внутрішнім відпалюванням, число і со ширина скупчень великих зерен збільшились, але вони не утворили розтягнених смуг.Reducing the annealing time interval from 15-30 minutes to 7-15 minutes between rolling passes could be achieved without reducing the processing capability. The formation of a striated microstructure was to a small extent caused by the reduction of time. In the samples that were rolled with 7-15 minutes of internal annealing, the number and width of clusters of large grains increased, but they did not form stretched bands.
Всі зразки, виготовлені при всіх умовах, мали середній розмір зерна близько 10ММ. Ці дрібні зерна були отримані завдяки невеликим початковими мікроструктурам "деформованих" дендритів. « дю "Смугаста" мікроструктура може бути згубною для ковкості завершеного листа вздовж напряму прокатки. зAll samples produced under all conditions had an average grain size of about 10MM. These small grains were obtained due to the small initial microstructures of "deformed" dendrites. A "striped" microstructure can be detrimental to the ductility of the finished sheet along the rolling direction. with
Утворення такої мікроструктури пов'язано з введенням в дію механізму двійникової деформації під час процесу с прокатки, який створює зони меншої і більшої деформації, які згодом рекристалізуються в альтернативні смуги :з» великих і дрібних зерен, відповідно, під час кінцевого відпалювання. Звичайно, подвоювання є основним засобом деформації для магнієвих сплавів, коли температура деформації нижча приблизно 32020. Тому прокатний стан переважно повинен має можливість забезпечити нагрівання валків так, щоб температура робочої частини не со що падала нижче 3202 протягом операції прокатки, окрім випадку, коли температура попереднього нагрівання і/або швидкість прокатки не є достатньо високими для запобігання утворенню "смугастої" мікроструктури. о Після завершальної гарячої прокатки, стрічку піддають завершальній холодній прокатці. Однак, як описано їз вище, завершальна гаряча прокатка може бути пропущена у випадку ВДВ стрічки, якщо потрібно. В кожному Випадку, ми не знайшли безпосередніх зв'язків для кореляції ступеню покращення зерен під час рекристалізації (2) з розміром і розподілом вторинних частинок у ВДВ магнієвих сплавах. Основним параметром виявляєтьсяThe formation of such a microstructure is associated with the activation of the twin deformation mechanism during the rolling process, which creates zones of smaller and larger deformation, which later recrystallize into alternative bands of large and small grains, respectively, during the final annealing. Of course, doubling is the main means of deformation for magnesium alloys when the deformation temperature is below about 32020. Therefore, the rolling mill should preferably be able to heat the rolls so that the temperature of the workpiece does not drop below 3202 during the rolling operation, except when the temperature of the previous heating and/or rolling speed is not high enough to prevent the formation of a "striped" microstructure. o After final hot rolling, the strip is subjected to final cold rolling. However, as described above, the final hot rolling may be omitted in the case of VVD strip if required. In each case, we did not find direct relationships to correlate the degree of grain refinement during recrystallization (2) with the size and distribution of secondary particles in VDV magnesium alloys. The main parameter turns out to be
Ф ступінь розподілу накопиченої енергії деформації. Холодна прокатка є ефективним способом для забезпечення високих рівнів такої накопиченої енергії для забезпечення рекристалізації при подальшій термічній обробці.Ф degree of distribution of accumulated strain energy. Cold rolling is an effective way to provide high levels of such stored energy to ensure recrystallization during subsequent heat treatment.
Як описано вище, при традиційній обробці магнієвого сплаву на завершальному етапі для виготовлення вв листа часто застосовують етап завершальної теплової прокатки. Етап завершальної холодної прокатки може бути використаний, але він тягне за собою лише низький рівень редукції за прохід: 1-295. Однак, у способі за (Ф; винаходом, етап завершальної холодної прокатки не має такого обмеження. Етап за винаходом, для ВДВAs described above, in the traditional processing of magnesium alloy at the final stage for the production of uv sheet, the stage of final thermal rolling is often used. A final cold rolling step can be used, but only results in a low level of reduction per pass: 1-295. However, in the method according to the invention, the stage of final cold rolling does not have such a limitation. The stage according to the invention, for VVD
ГІ стрічки, яка має або рівновісну, або деформовану дендритну мікроструктуру в умовах безперервного лиття, дає змогу забезпечити рівень редукції від 1595 до 2595 при кожному проході. во У випробуваннях листа шириною 120Омм і товщиною 0,7-0,75мм, виготовленого гарячою прокаткою при 4202 з гомогенізованої ВДВ стрічки, яка отримана безперервним литтям і мала рівновісну дендритну мікроструктуру, лист був термічно оброблений не довше 30 хвилин при 4202С, а потім піддавався холодній прокатці. Протягом холодної прокатки, прокатний стан був встановлений так, що не було проміжків між валками, і загальна редукція після трьох проходів прокатки була 1595. В інших випробуваннях загальна редукція 2595 була отримана після бв трьох проходів холодної прокатки. В останньому випадку, мікроструктура складалась з дрібних зерен розміром до ЗММ, великих зерен розміром до 12ММ і середніх зерен розміром 7ММ. У наступному випробуванні, редукціяThe GI tape, which has either an equiaxed or deformed dendritic microstructure under continuous casting conditions, enables a reduction level of 1595 to 2595 per pass. In tests of a sheet with a width of 120 Ω and a thickness of 0.7-0.75 mm, made by hot rolling at 4202 from homogenized VDV tape, which was obtained by continuous casting and had an equiaxed dendritic microstructure, the sheet was heat-treated for no longer than 30 minutes at 4202С, and then subjected cold rolling. During cold rolling, the rolling mill was set up so that there were no gaps between the rolls, and the total reduction after three rolling passes was 1595. In other tests, a total reduction of 2595 was obtained after three cold rolling passes. In the latter case, the microstructure consisted of small grains up to 3MM, large grains up to 12MM, and medium grains up to 7MM. In the next trial, reduction
2096 була отримана при одному проході холодної прокатки, для забезпечення мікроструктури з дрібними зернами меншими за 10ММ, і грубими зернами до 25ММ. Менш однорідний розмір зерна після одного проходу вказує, що переважним є використання декількох проходів замість одного проходу для досягнення необхідної загальної редукції.2096 was obtained in one pass of cold rolling, to provide a microstructure with fine grains smaller than 10MM and coarse grains up to 25MM. A less uniform grain size after one pass indicates that it is preferable to use multiple passes instead of one pass to achieve the required overall reduction.
Вище було зазначено, що при температурах гарячої прокатки нижче 3202, може утворитись смугаста мікроструктура. Це є небажаним, але помічено, що такий ефект зменшується при поперечній холодній прокатці з отриманням регулярної шахової" мікроструктури.It was mentioned above that at hot rolling temperatures below 3202, a striped microstructure can form. This is undesirable, but it has been observed that this effect is reduced by transverse cold rolling to obtain a regular checkerboard microstructure.
Для зразків, схожих на ті, які описані для холодної прокатки листа з рівновісної дендритної ВДВ стрічки, 70 і для листа 0,7-0,75мм, отриманого з деформованої дендритної ВДВ стрічки, були отримані порівняні результати.Comparable results were obtained for samples similar to those described for cold-rolled sheet from equiaxed dendritic VDF tape, 70 and for 0.7-0.75mm sheet obtained from deformed dendritic VDF tape.
Таким чином, для відповідних зразків, підданих трьом проходам холодної прокатки, загальна редукція 2095 була отримана в першому випадку, в той час як редукція 3095 була отримана в іншому. Підвищення редукції від 2090 до 3096 супроводжувалось зменшенням середнього розміру зерна з 7ММ до 4ММ. Однак, у зразках з редукцією 3090 було більше скупчень великих зерен.Thus, for the corresponding samples subjected to three passes of cold rolling, a total reduction of 2095 was obtained in the first case, while a reduction of 3095 was obtained in the other. The increase in reduction from 2090 to 3096 was accompanied by a decrease in the average grain size from 7MM to 4MM. However, there were more clusters of large grains in the 3090-reduced samples.
Наступні зразки, які були отримані з ВДВ стрічки, яка отримана безперервним литтям і мала деформовану дендритну мікроструктуру, показали смуги великих зерен, які отримали внаслідок гарячої прокатки при 350 20.The following samples, which were obtained from the VVD strip, which was obtained by continuous casting and had a deformed dendritic microstructure, showed bands of large grains obtained as a result of hot rolling at 350 20.
Було помічено, що ці смуги зберігаються після шести проходів холодної прокатки. Однак, помічено, що холодна прокатка може виключити більшість смуг великих зерен, описаних вище, які були утворені при зменшенні часу відпалювання перед прокаткою (наприклад, від близько 18 годин до 2 годин).These streaks were observed to persist after six cold rolling passes. However, it has been observed that cold rolling can eliminate most of the large grain bands described above that were formed when the annealing time before rolling was reduced (eg, from about 18 hours to 2 hours).
Далі зразки, які були отримані з ВДВ стрічки, яка мала як деформовану, так і рівновісну дендритну мікроструктури, були піддані прокатці при кімнатній температурі зі ступенем редукції між кожним проходом на постійному рівні від 195 до 2790. Ці зразки були піддані гомогенізуючому відпалу при 35092 або при 4202 протягом 12-18 годин і потім холодній прокатці, без проміжного етапу гарячої прокатки. Зразки були довжиною 200мм, шириною 5Омм і товщиною 2,бмм. При редукції більшій за 2095 за прохід, одного проходу було достатньої С для появи крайових тріщин. При холодній редукції 1495 за прохід, два проходи (для загальної редукції 24905) о спричинили крайові тріщини. При холодній редукції від 1095 до 1395 за прохід, три проходи (для загальної редукції 3590) не привели до появи крайових тріщин. При холодній редукції від 195 до 2905 за прохід, ЗО проходів потрібно було виконати (для загальної редукції 4690) до появи крайових тріщин. Однак, після досягнення максимальної загальної редукції для будь-якої послідовності прокаток, відпал стрічки, наприклад, при 350 «С. оо протягом 60 хвилин або 420 9С протягом ЗО хвилин, давав змогу почати холодну прокатку з подібними со редукціями без негативних наслідків.Next, the samples, which were obtained from the VVD strip, which had both deformed and equiaxed dendritic microstructures, were subjected to rolling at room temperature with the degree of reduction between each pass at a constant level from 195 to 2790. These samples were subjected to homogenizing annealing at 35092 or at 4202 for 12-18 hours and then cold rolling, without an intermediate hot rolling step. The samples were 200 mm long, 5 mm wide, and 2 mm thick. At a reduction greater than 2095 per pass, one pass was enough C for the appearance of edge cracks. At a cold reduction of 1495 per pass, two passes (for a total reduction of 24905) caused edge cracks. With cold reduction from 1095 to 1395 per pass, three passes (for a total reduction of 3590) did not result in edge cracks. With cold reduction from 195 to 2905 per pass, 30 passes had to be completed (for a total reduction of 4690) before edge cracks appeared. However, after reaching the maximum total reduction for any sequence of rolling, annealing the tape, for example, at 350 "C. oo for 60 minutes or 420 9C for 30 minutes, made it possible to start cold rolling with similar reductions without negative consequences.
Різниця редукцій за прохід при холодній прокатці не впливає на кінцеву мікроструктуру. Для листа, « виготовленого з товщиною 0,7мм і потім відпаленого при 3502 протягом 6бО хвилин, мікроструктура може о показати дрібні зерна розміру ЗММ, скупчення великих зерен до 10ММ і середній розмір зерна 5ММ.The difference in reductions per pass during cold rolling does not affect the final microstructure. For a sheet manufactured to a thickness of 0.7 mm and then annealed at 3502 for 6 minutes, the microstructure may show small grains of 3MM size, clusters of large grains up to 10MM, and an average grain size of 5MM.
Зо Після завершальної холодної прокатки листа його піддають завершальному відпалюванню для досягнення со рекристалізації. Тривалість відпалювання скорочується з підвищенням рівня температури, як було зазначено, за рахунок загальної стабілізації, наприклад, при 35023 протягом менше 60 хвилин або при 4202С протягом меншеAfter the final cold rolling of the sheet, it is subjected to final annealing to achieve recrystallization. The duration of annealing decreases with increasing temperature level, as mentioned, due to general stabilization, for example, at 35023 for less than 60 minutes or at 4202C for less
ЗО хвилин. Кожна з цих обробок призводить до схожих мікроструктур, але остання обробка призводять до « розкиду розміру великих зерен. Однак, ця різниці не впливає несприятливим чином на ковкість в поперечному напрямі. З с У більшості випадків вищезгадані результати були встановлені при випробовуваннях, проведених для А7318В, "з А761, А791 і АМбО сплавів. Однак, подібні результати зазначені і для магнієвих сплавів загалом. Очікується, " що для таких сплавів винахід забезпечить просте і менш витратне виробництво листа з магнієвого сплаву, спосіб за винаходом, потребує обладнання, яке є значно дешевшим за те, яке є необхідним для обробки по технології прокатки злитка. со Наприкінці, зрозуміло, що різні варіанти, модифікації і/або доповнення можливі стосовно попередньо о описаних структури і розміщення частин, не виходячи за межі винаходу. щ»30 minutes. Each of these treatments leads to similar microstructures, but the latter treatment leads to a "dispersion in the size of the large grains. However, this difference does not adversely affect ductility in the transverse direction. In most cases, the above-mentioned results were established during tests carried out for A7318B, A761, A791 and AMbO alloys. However, similar results were also reported for magnesium alloys in general. It is expected that for such alloys the invention will provide simple and less expensive production magnesium alloy sheet, the method according to the invention requires equipment that is significantly cheaper than that required for processing by ingot rolling technology. Finally, it is clear that various options, modifications and/or additions are possible with respect to the previously described structure and arrangement of parts, without going beyond the scope of the invention. sh»
Claims (1)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| AU2003900971A AU2003900971A0 (en) | 2003-02-28 | 2003-02-28 | Magnesium alloy sheet and its production |
| PCT/AU2003/001243 WO2004076097A1 (en) | 2003-02-28 | 2003-09-22 | Magnesium alloy sheet and its production |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| UA80466C2 true UA80466C2 (en) | 2007-09-25 |
Family
ID=31500016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| UAA200508462A UA80466C2 (en) | 2003-02-28 | 2003-09-22 | Sheet and strip from magnesium alloy and method for their producing |
Country Status (18)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20060231173A1 (en) |
| EP (1) | EP1610916A4 (en) |
| JP (1) | JP2006513864A (en) |
| KR (1) | KR20050103509A (en) |
| CN (1) | CN100333860C (en) |
| AU (1) | AU2003900971A0 (en) |
| BR (1) | BR0318147A (en) |
| CA (1) | CA2517516A1 (en) |
| EG (1) | EG23753A (en) |
| HR (1) | HRP20050823A2 (en) |
| MX (1) | MXPA05009172A (en) |
| NO (1) | NO20054041L (en) |
| RS (1) | RS20050720A (en) |
| RU (1) | RU2005130176A (en) |
| TW (1) | TW200424325A (en) |
| UA (1) | UA80466C2 (en) |
| WO (1) | WO2004076097A1 (en) |
| ZA (1) | ZA200507065B (en) |
Families Citing this family (28)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7841380B2 (en) * | 2004-06-30 | 2010-11-30 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Producing method for magnesium alloy material |
| JP4780600B2 (en) * | 2004-11-17 | 2011-09-28 | 三菱アルミニウム株式会社 | Magnesium alloy sheet excellent in deep drawability and manufacturing method thereof |
| JP4780601B2 (en) * | 2004-11-18 | 2011-09-28 | 三菱アルミニウム株式会社 | Magnesium alloy plate excellent in press formability and manufacturing method thereof |
| JP2006239748A (en) * | 2005-03-04 | 2006-09-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for producing magnesium alloy |
| JP4697657B2 (en) * | 2005-03-22 | 2011-06-08 | 住友電気工業株式会社 | Manufacturing method of magnesium long material |
| JP4730601B2 (en) | 2005-03-28 | 2011-07-20 | 住友電気工業株式会社 | Magnesium alloy plate manufacturing method |
| CN100366351C (en) * | 2006-01-26 | 2008-02-06 | 鞍山科技大学 | On line oil bath thermal treating twin roll casting rolling method and apparatus |
| CN100400699C (en) * | 2006-07-10 | 2008-07-09 | 东北大学 | Method for preparing 300MPa grade and isotropous AZ31 magnesium alloy sheet |
| NO20064605L (en) * | 2006-10-11 | 2008-04-14 | Norsk Hydro As | Process for making magnesium alloy bands |
| JP2008161879A (en) * | 2006-12-27 | 2008-07-17 | Mitsubishi Alum Co Ltd | Method for producing magnesium alloy rolled sheet |
| JP2011509833A (en) * | 2008-01-23 | 2011-03-31 | 哈爾濱工業大学 | Rolling process method for creating reverse temperature field of highly plastic magnesium alloy sheet |
| CN101623699B (en) * | 2008-07-08 | 2012-09-05 | 山西银光华盛镁业股份有限公司 | Method for producing magnesium alloy anode plate of torpedo battery |
| US8357250B2 (en) * | 2008-07-29 | 2013-01-22 | GM Global Technology Operations LLC | Recovery heat treatment to improve formability of magnesium alloys |
| CN101857933B (en) * | 2009-04-10 | 2012-05-23 | 中国科学院金属研究所 | Hot rolling process of high-plasticity and low-anisotropy magnesium alloy and sheet thereof |
| KR101828629B1 (en) | 2010-05-24 | 2018-02-12 | 코몬웰스 싸이언티픽 엔드 인더스트리얼 리서치 오가니제이션 | Magnesium-based alloy for wrought applications |
| CN102242327B (en) * | 2011-05-14 | 2012-11-07 | 中国科学院金属研究所 | Cold-rolling method of magnesium alloy deformation material with non/weak-basal texture and cold-rolled sheet obtained thereby |
| CN102632100A (en) * | 2012-04-25 | 2012-08-15 | 中南大学 | Method for processing high-extensibility magnesium alloy slat |
| DE102012108648B4 (en) | 2012-09-14 | 2019-03-28 | Mgf Magnesium Flachprodukte Gmbh | Process for the production of a component from a magnesium alloy casting belt with good forming behavior |
| CN102965604A (en) * | 2012-11-20 | 2013-03-13 | 西北有色金属研究院 | Method for preparing AZ31B magnesium alloy sheets |
| KR101502751B1 (en) * | 2013-03-13 | 2015-03-17 | 한국기계연구원 | Method for manufacturing cold rolled magnesium alloy sheet having enhanced formability, yield strength and tensile strength and cold rolled magnesium alloy sheet having enhanced formability, yield strength and tensile strength manufactured thereby |
| CN103316911B (en) * | 2013-05-24 | 2015-03-25 | 燕山大学 | Magnesium alloy plate machining method |
| RU2563077C1 (en) * | 2014-07-29 | 2015-09-20 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики металлов им. М.Н.Михеева Уральского отделения Российской академии наук (ИФМ УрО РАН) | Method of foil manufacturing from magnesium |
| CN105234174B (en) * | 2015-08-31 | 2017-04-05 | 东北大学 | A kind of milling method of magnesium and magnesium alloy strip in razor-thin |
| CN105458007A (en) * | 2015-11-24 | 2016-04-06 | 天津东义镁制品股份有限公司 | Production method for magnesium alloy sheet with thickness of 1 mm |
| CN107541627B (en) * | 2016-06-24 | 2019-09-06 | 北京科技大学 | A kind of wrought magnesium alloy plate and preparation method thereof with good room temperature formability |
| CN108300918B (en) * | 2017-01-11 | 2020-05-12 | 北京科技大学 | Calcium-containing rare earth magnesium alloy sheet with high room temperature forming performance and preparation method thereof |
| CN112170484B (en) * | 2020-08-26 | 2023-01-03 | 宁波兴业鑫泰新型电子材料有限公司 | Preparation method of copper-magnesium alloy strip for automobile relay |
| CN113881835A (en) * | 2021-10-26 | 2022-01-04 | 扬州大学 | Preparation method of magnesium alloy capable of regulating and controlling size of multiple grains |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3405757A (en) * | 1967-04-12 | 1968-10-15 | Harvey Aluminum Inc | Method and apparatus for continuous casting of metal between oppositely rotatable cooling rolls set generally one above the other |
| JPS624842A (en) * | 1985-06-29 | 1987-01-10 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Production of magnesium-lithium alloy for acoustic apparatus |
| JPH07115132B2 (en) * | 1988-02-05 | 1995-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | Casting method of Al-Mg alloy with twin rolls |
| JP2000212607A (en) * | 1999-01-26 | 2000-08-02 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Manufacture of tip for thixo-molding machine, and device therefor |
| EP1307308B1 (en) * | 2000-08-11 | 2004-12-08 | Brunel University | Method and apparatus for making metal alloy castings |
| DE10052423C1 (en) * | 2000-10-23 | 2002-01-03 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Production of a magnesium hot strip comprises continuously casting a magnesium alloy melt to a pre-strip, and hot rolling the pre-strip directly from the casting heat at a specified roller starting temperature to form a hot strip |
| JP3867769B2 (en) * | 2001-03-26 | 2007-01-10 | 徹一 茂木 | Method and apparatus for manufacturing plate metal material |
| CA2438720C (en) * | 2001-04-09 | 2008-01-29 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Magnesium alloy material and method of manufacturing the alloy material |
-
2003
- 2003-02-28 AU AU2003900971A patent/AU2003900971A0/en not_active Abandoned
- 2003-09-22 CN CNB038263106A patent/CN100333860C/en not_active Expired - Fee Related
- 2003-09-22 ZA ZA200507065A patent/ZA200507065B/en unknown
- 2003-09-22 JP JP2004568602A patent/JP2006513864A/en not_active Abandoned
- 2003-09-22 WO PCT/AU2003/001243 patent/WO2004076097A1/en not_active Application Discontinuation
- 2003-09-22 RU RU2005130176/02A patent/RU2005130176A/en not_active Application Discontinuation
- 2003-09-22 KR KR1020057015918A patent/KR20050103509A/en not_active Application Discontinuation
- 2003-09-22 UA UAA200508462A patent/UA80466C2/en unknown
- 2003-09-22 EP EP03816013A patent/EP1610916A4/en not_active Withdrawn
- 2003-09-22 RS YUP-2005/0720A patent/RS20050720A/en unknown
- 2003-09-22 MX MXPA05009172A patent/MXPA05009172A/en unknown
- 2003-09-22 BR BRPI0318147-2A patent/BR0318147A/en not_active IP Right Cessation
- 2003-09-22 CA CA002517516A patent/CA2517516A1/en not_active Abandoned
- 2003-09-22 US US10/546,471 patent/US20060231173A1/en not_active Abandoned
-
2004
- 2004-02-02 TW TW093102267A patent/TW200424325A/en unknown
-
2005
- 2005-08-25 EG EGNA2005000499 patent/EG23753A/en active
- 2005-08-31 NO NO20054041A patent/NO20054041L/en not_active Application Discontinuation
- 2005-09-20 HR HR20050823A patent/HRP20050823A2/en not_active Application Discontinuation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20060231173A1 (en) | 2006-10-19 |
| EP1610916A1 (en) | 2006-01-04 |
| EG23753A (en) | 2007-08-05 |
| KR20050103509A (en) | 2005-10-31 |
| AU2003900971A0 (en) | 2003-03-13 |
| HRP20050823A2 (en) | 2005-10-31 |
| MXPA05009172A (en) | 2005-10-20 |
| JP2006513864A (en) | 2006-04-27 |
| TW200424325A (en) | 2004-11-16 |
| CN100333860C (en) | 2007-08-29 |
| WO2004076097A1 (en) | 2004-09-10 |
| CA2517516A1 (en) | 2004-09-10 |
| NO20054041D0 (en) | 2005-08-31 |
| BR0318147A (en) | 2006-02-21 |
| CN1764512A (en) | 2006-04-26 |
| ZA200507065B (en) | 2006-12-27 |
| RU2005130176A (en) | 2006-06-27 |
| NO20054041L (en) | 2005-09-23 |
| RS20050720A (en) | 2007-09-21 |
| EP1610916A4 (en) | 2007-02-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| UA80466C2 (en) | Sheet and strip from magnesium alloy and method for their producing | |
| JP2008542526A (en) | Aluminum alloy plate and manufacturing method thereof | |
| WO2017168890A1 (en) | Al-mg-si-based alloy material, al-mg-si-based alloy plate, and method for manufacturing al-mg-si-based alloy plate | |
| EP0832308B1 (en) | Processing aluminium articles for improved bake hardenability | |
| JP2007186741A (en) | Aluminum alloy sheet having excellent high-temperature and high-speed formability, and its production method | |
| RU2004131681A (en) | SHEET ELECTROTECHNICAL STEEL WITH ORIENTED GRAINS, POSSESSING EXCLUSIVELY HIGH FILM ADHESION AND METHOD OF PRODUCING IT | |
| KR950014485B1 (en) | Process for production of anstenitic stainless steel thin cast strip and strip obtained thereby | |
| JPH03100124A (en) | Production of cr-ni stainless steel sheet excellent in surface quality | |
| JPS61246317A (en) | Production of cube-on-edge steel from strand cast slab | |
| JPH02133528A (en) | Production of cr-ni stainless steel sheet having excellent surface quality and material quality | |
| AU2003260197B2 (en) | Magnesium alloy sheet and its production | |
| JPH03287748A (en) | Manufacture of aluminum sheet excellent in formability | |
| JPS6362836A (en) | Aluminum-alloy rolled sheet combining high strength with heat resistance and production thereof | |
| JP2002001495A (en) | Manufacturing method for austenitic stainless steel sheet iron excellent in surface quality and thin casting slab | |
| WO1996010656A1 (en) | Method of producing aluminum can sheet having low earing characteristics | |
| JPS5941508B2 (en) | Manufacturing method of titanium hot rolled sheet | |
| JP2626922B2 (en) | Method for producing aluminum plate with uniform mechanical properties and ear ratio in plate width direction | |
| JPS634914B2 (en) | ||
| JPH0361324A (en) | Production of silicon steel sheet | |
| JPH03287747A (en) | Manufacture of aluminum sheet excellent in formability | |
| JPS6357735A (en) | Rolled sheet of heat resistant aluminum alloy and its production | |
| JP2004043939A (en) | Method for manufacturing annealed aluminum alloy sheet superior in appearance | |
| JPH0796684B2 (en) | Method for producing Cr-Ni type stainless steel thin plate with excellent surface quality | |
| JPS61143524A (en) | Manufacture of sheet-shaped slab | |
| JPH03146646A (en) | Hot rolling method for phosphor bronze alloy |